BRPI0913046A2 - Chapa de aço laminada a quente de alta resistência para uso em oleodutos, excelente em tenacidade a baixa temperatura e performance de interrupção de fratura dúctil e método de produção da mesma - Google Patents

Abstract

chapa de aço laminada a quente de alta resistência para uso em oleodutos, excelente em tenacidade a baixa temperatura e performance de interrupção de fratura dúctil e método de produção da mesma. a presente invenção refere-se ao fornecimento de chapa de aço laminada a quente (bobina a quente) para uso em oleodutos nos quais alta resistência e a tenacidade a baixa temperatura e a performance de interrupção de fratura dúctil da norma api5l-x80 ou melhores são alcançadas e a 10 um método de produção da mesma. para esse propósito, a chapa de aço laminada a quente da pre- sente invenção compreende c, si, mn, al, n, nb, ti, ca, v, mo, cr, cu, e ni em faixas predeterminadas e um saldo de fe e as inevitáveis impurezas, na qual à microestrutura é uma estrutura transformada continuamente resfriada, precipitados contendo nb têm um tamanho médio de 1 to 3 nm e estão incluídos dispersos a uma densidade media de 3 a 30x1022/m3, ferrita bainítica granular e/ou ferrita quase-poligonal são incluídas em 50% ou mais em termos de fração, além disso, precipitados contendo nitretos de ti são incluídos, e eles têm um diâmetro médio equivalente do círculo de 0,1 a 3 ?m e incluem óxidos complexos incluindo ca, ti, e al em 50% ou mais em termos numéricos.

Description

Relatório Descritivo da Patente de Invenção para "CHAPA

DE AÇO LAMINADA A QUENTE DE ALTA RESISTÊNCIA PARA USO EM OLEODUTOS, EXCELENTE EM TENACIDADE A BAIXA TEMPERATURA E PERFORMANCE DE INTERRUPÇÃO DE FRA- TURA DÚCTIL E MÉTODO DE PRODUÇÃO DA MESMA". Campo Técnico A presente invenção refere-se a uma chapa de aço lamina- da a quente de alta resistência para uso em oleodutos excelente em tenacidade a baixa temperatura e performance de interrupção de fratu- ra dúctil e a um método de produção da mesma. Antecedentes da Técnica Em anos recentes, as áreas sendo desenvolvidas para pe- tróleo bruto, gás natural, e outras fontes de energia se espalharam pa- ra o Mar do Norte, Sibéria, América do Norte, Sakhalin, e outras regi- ões árticas e, também, o Mar do Norte, o Golfo do México, o Mar Ne- gro, o Mediterrâneo, o Oceano Índico, e outros mares profundos, isto é, áreas de ambientes naturais inóspitos. Além disso, do ponto de vista de ênfase no ambiente global, o desenvolvimento de gás natural vem crescendo. Ao mesmo tempo, do ponto de vista de economia de sis- temas de oleodutos, vem sendo buscada uma redução no peso dos materiais de aço ou maiores pressões de operação. Para alcançar es- sas mudanças nas condições ambientais, as características exigidas dos oleodutos se tornaram tanto maiores quanto mais diversas. De- compondo-as amplamente, há exigências para (a) maior espessu- ra/maior resistência, (b) maior tenacidade, (c) capacidade melhorada de soldagem no campo acompanhado de carbonos equivalentes (Ceq) menores, (d) resistência à corrosão mais dura, e (e) maior performan- ce de deformação em áreas congeladas e zonas de terremotos e fa- lhas. Além disso, essas características são geralmente exigidas em combinação de acordo com o ambiente de uso.

Além disso, devido ao recente aumento de demanda de pe- tróleo bruto e gás natural, áreas distantes para as quais o desenvolvi- mento tinha sido abandonado até agora devido à falta de lucratividade e áreas de ambientes naturais inóspitos começaram a ser desenvolvi- dos a sério.

Os tubos usados para oleodutos para transporte a longa distância de petróleo bruto e gás natural precisam ser tornados mais grossos e com maior resistência para melhorar a eficiência de trans- porte e também está sendo fortemente requerido que sejam tornados maiores em tenacidade de modo a serem capazes de suportar o uso em áreas árticas.

O alcance de ambas essas características é um ob- jetivo técnico importante.

Em tubos nas zonas árticas, as fraturas são uma preocupa- ção.

As fraturas devido à pressão interna do tubo podem ser divididas aproximadamente em fraturas frágeis e fraturas dúcteis.

A interrupção da propagação da fratura frágil pode ser avaliada por um teste DWTT (drop weight tear test) (que avalia a tenacidade do aço em faixas de baixas temperaturas pela taxa de fratura dúctil e transmite a energia absorvida no momento da fratura de um corpo de prova por uma má- quina de teste de impacto), enquanto a interrupção da propagação da fratura dúctil pode ser avaliada pela energia absorvida de impacto de um teste de impacto Charpy.

Em particular, no tubo de aço para uso em tubulação de gás natural.

A pressão interna é alta e a taxa de pro- pagação de fratura é mais rápida que a velocidade da onda de pres- são após a fratura, então houve um aumento em projetos buscando não apenas tenacidade a baixa temperatura (resistência à fraura frá- gil), mas também uma alta energia absorvida de impacto do ponto de vista de prevenção de fratura dúctil.

O alcance das propriedades de interrupção tanto das fraturas frágeis quanto das fraturas dúcteis está sendo agora buscado.

Por outro lado, o tubo de aço para uso em tubulação pode ser classificado pelo processo de produção em tubo de aço sem costu- ra, tubo de aço UOE, tubo de aço soldado com resistência elétrica, e tubo de aço espiral.

Esses são selecionados de acordo com a aplica- ção, o tamanho, etc.

Com exceção dos tubos sem costura, em cada caso, uma chapa ou uma tira de aço é conformada em um tubo, e en- tão soldada para obter um produto tubo de aço.

Além disso, esses tu- bos de aço soldados podem ser classificados pelo tipo de chapa de aço usado como material.

Uma chapa de aço laminada a quente (bo- bina a quente) de uma espessura de chapa relativamente fina é usada para tubos de aço soldados com resistência elétrica e tubos de aço espiral, enquanto material de chapa de bitola grossa (chapas) com uma espessura grossa é usado para tubo de aço UOE.

Para alta resis- tência e grande diâmetro, aplicações de espessura, é geralmente usa- do o tubo de aço UOE.

Entretanto, do ponto de vista de custo e entre- ga, são vantajosos tubos de aço soldados com resistência elétrica e tubos de aço espiral que usem a chapa de aço laminada a quente co- mo material.

A demanda por maior resistência, maior diâmetro e maior espessura está crescendo.

No tubo de aço UOE, a técnica de produção de tubo de aço de alta resistência correspondente ao padrão X120 está descrita (veja NPLT 1). A técnica acima se baseia no uso de chapa pesada como material.

Para obter tanto alta resistência quanto maior espessura, o resfriamento direto interrompido (IDQ), uma característica do processo de produção do aço, é usado para alcançar uma alta taxa de resfria- mento e uma baixa temperatura de parada de resfriamento.

Em parti- cular, para garantir resistência, é usada a têmpera (reforço estrutural). Entretanto, a técnica de IDQ não pode ser aplicada à chapa de aço laminada a quente usada como material para tubo de aço sol- dado com resistência elétrica e tubo de aço espiral.

A chapa de aço laminada a quente é produzida por um processo que inclui uma etapa de bobinamento.

Devido às restrições na capacidade das bobinadei- ras, é difícil bobinar um material grosso a uma baixa temperatura.

Por- tanto, a parada de rersfriamento a baixa temperatura para têmpera é impossível.

Portanto, garantir resistência por têmpera é difícil.

Por outro lado.

A PLT 1 descreve, como técnica para a chapa de aço laminada a quente alcançar alta resistência, maior es- pessura e tenacidade a baixa temperatura, a técnica de adicionar Ca e Si no momento do refino de modo a tornar as inclusões esféricas e, além disso, adicionar os elementos de reforço Nb, Ti, Mo.

E Ni e V tendo um efeito de refino do grão de cristal e combinando laminação a baixa temperatura e bobinamento a baixa temperatura.

Entretanto, es- sa técnica envolve uma temperatura final de laminação de 790 a 830°C, isto é, uma temperatura relativamente baixa, então há uma queda na energia absorvida devido à separação e e um aumento na carga de laminação devido à laminação a baixa temperatura e conse- quentemente permanecem problemas na estabilidade operacional.

A PLT 2 descreve, como técnica para chapa de aço lami- nada a quente considerando a capacidade de soldagem no campo e excelente tanto em resistência quanto em tenacidade a baixa tempera- tura, a técnica de limitar o valor PCM para manter baixo o aumento de dureza da zona de soldagem e tornar a microestrutura uma fase única ferrita bainítica e, além disso, limitar a razão de precipitação de Nb.

Entretanto, essa técnica também requer, substancialmente laminação a baixa temperatura para obter uma estrutura fina.

Há uma queda na energia absorvida devido à separação e um aumento na carga de la- minação devido à laminação a baixa temperatura e consequentemente permanecem problemas na estabilidade operacional.

A PLT 3 descreve a técnica de obter uma chapa de aço de resistência ultra-alta excelente em características de fratura dúctil a alta velocidade tornando a razão de área ferrita da microestrutura 1 a

5% ou acima de 5% até 60% e fazendo a densidade de (100) da seção transversal girada a 45° da superfície de laminação sobre o eixo da direção de laminação não mais que 3. Entretanto, essa técnica é pre- dicxada no tubo de aço UOE usando chapa pesada como material.

Não é uma técnica que cobre chapa de aço laminada a quente.

Lista de Citações Literatura da Patente PLT 1: Publicação da Patente Japonesa (A) nº 2005- 503483 PLT 2: Publicação da Patente Japonesa (A) nº 2004- 315957 PLT 3: Publicação da Patente Japonesa (A) nº 2005- 146407 Literatura Não-Patente NPLT 1: Nippon Steel Technical Report, nº 380, 2004, pági- na 70 Sumário da Invenção Problema Técnico A presente invenção tem como seu objetivo o fornecimento de chapa de aço laminada a quente (bobina a quente) para uso em oleodutos que possa não apenas suportar o uso em regiões em que é necessária uma rígida resistência à fratura, mas também nas quais uma performance de alta resistência e tenacidade a baixa temperatura e e performance de interrupção de fratura dúctil possam ser ambas alcançadas mesmo com uma chapa com espessura relativamente grossa de, por exemplo, mais de meia polegada (12,7 mm) e um mé- todo que permita que a chapa de aço possa ser produzida de forma barata e estável.

Solução para o Problema A presente invenção foi feita para resolver o problema aci-

ma e tem como sua essência o seguinte: (1) Chapa de aço laminada a quente de alta resistência para uso em oleodutos excelente em tenacidade a baixa temperatura e performance de interrupção de fratura ductil contendo, em % em mas- sa, C= 0,02 a 0,06%, Si= 0,05 a 0,5%, Mn= 1 a 2%, P ≤0,03%, S ≤0,005%, O= 0,0005 a 0,003%, Al= 0,005 a 0,03%, N= 0,0015 a 0,006%, Nb= 0,05 a 0,12%, Ti= 0,005 a 0,02%, Ca= 0,0005 a 0,003% e N-14/48xTi≥0% e Nb-93/14x(N-14/48xTi)>0,05%, também contendo V ≤0,3% (não incluindo 0%), Mo ≤0,3% (não incluindo 0%), e Cr ≤0,3% (não incluindo 0%), onde 0,2% ≤V+Mo+Cr≤0,65%, contendo Cu ≤0,3% (não incluindo 0%) e Ni ≤0,3% (não incluindo 0%), onde 0,1% ≤Cu+Ni≤0,5%, e tendo um saldo de Fe e as inevitáveis impurezas, onde, na mencionada chapa, a microestrutura é uma estrutura transformada continua-

mente resfriada, na qual a estrutura continuamente transformada, precipitados contendo Nb têm um tamanho médio de 1 a 3 nm e são incluídos dispersos a uma densidade média de 3 a 30x1022/m3, ferrita bainítica granular αB e/ou ferrita quase poligonal αq são incluídas em 50% ou mais em termos de fração, além disso, são incluídos precipitados contendo nitretos de Ti, os precipitados contendo nitretos de Ti têm um diâmetro médio de círculo equivalente de 0,1 a 3 µm e incluem óxidos comple- xos incluindo Ca, Ti e Al em 50% ou mais em termos numéricos. (2) Chapa de aço laminada a quente de alta resistência para uso em oleodutos excelente em tenacidade a baixa temperatura e performance de interrupção de fratura dúctil conforme apresentado no item (1), também contendo, em % em massa, B=0,0002 a 0,003%. (3) Chapa de aço laminada a quente de alta resistência para uso em oleodutos excelente em tenacidade a baixa temperatura e performance de interrupção de fratura dúctil conforme apresentado no item (1) ou (2), também contendo, em % em massa, REM=0,0005 a 0,02%. (4) Um método de produção de chapa de aço laminada a quente de alta resistência para uso em oleodutos excelente em tenaci- dade a baixa temperatura e performance de interrupção de fratura duc- til compreendendo a preparação do aço fundido para obtenção da chapa de aço laminada a quente tendo a composição conforme are- sentada em qualquer uma das reivindicações 1 a 3 a um tempo tal que prepare o aço fundido para dar uma concentração de Si de 0,05 a 0,2% e uma concentração de oxigênio dissolvido de 0,002 a 0,008%, adicionar Ti ao aço fundido em uma faixa que dê um teor final de 0,005 a 0,3% para desoxidação, e então adicionar Al durante 5 minutos para dar um teor final de 0,005 a 0,02%, além disso, adicionar Ca para dar um teor final de 0,0005 a 0,003%, e então adicionar as quantidades necessárias de ingredientes de elementos de ligação para provocar a solidificação, resfriar a placa lingotada resultante até uma faixa de temperatura de um SRT (°C) calculada pela fórmula (1) até 1260°C, também manter a placa a essa faixa de temperaturas por 20 minutos ou mais, e então laminando a quente por uma taxa de redução total de uma faixa de temperatura de não-recristalização de 65% a 85%, termi- nar a laminação em uma faixa de temperaturas de 830°C a 870°C, e então resfriar em uma faixa de temperatura até 650°C a uma taxa de resfriamento de 2°C/s a 50°C/s e bobinar a 500°C a 650°C: SRT(°C)=6670/(2.26-log([%Nb]x[%C]))-273… (1) onde [%Nb] e [%C] representam os teores (% em massa) de Nb e C no material de aço. (5) Um método de produção de chapa de aço laminada a quente de alta resistência para uso em oleodutos excelente em tenaci- dade a baixa temperatura e performance de interrupção de fratura dúc- til conforme apresentado no item (4) caracterizado pelo resfriamento antes da laminação na faixa de temperaturas de não-recristalização. (6) Um método de produção de chapa de aço laminada a quente de alta resistência para uso em oleodutos excelente em tenaci- dade a baixa temperatura e performance de interrupção de fratura dúc- til conforme apresentado no item (4) ou (5) caracterizado pelo lingota- mento continuo da placa lingotada em um tempo em que a lâmina le- vemente enquanto controla a quantidade de redução de modo a cor- responder o encolhimento de solidificação a uma posição final de soli- dificação da placa lingotada.

Efeitos Vantajosos da Invenção Usando-se a chapa de aço laminada a quente da presente invenção para chapa de aço laminada a quente para uso tubo de aço soldado com resistência elétrica e tubo de aço espiral em areas árticas onde as propriedades de resistência às fraturas resistentes são exigi- das, por exemplo, mesmo com uma espessura de chapa de mais de meia polegada (12,7 mm), produção de tubos de alta resistência do padrão API5L-X80 ou melhor se torna possível.

Não apenas isso, mas usando-se o método de produção da presente invenção, a chapa de aço para uso em tubos de aço soldados com resistência elétrica e tu- bos de aço espiral pode ser obtida de forma econômica em grandes volumes.

Breve Descrição do Desenho A figura 1 é uma vista mostrando a relação entre o tamanho dos precipitados contendo nitreto de Ti e a unidade de fratura frágil DWTT.

Configurações da Invenção Os presentes inventores etc. inicialmente investigaram a re- lação entre a resistência à tração e a tenacidade da chapa de aço la- minada a quente (bobina a quente) (em particular, a queda na energia absorvida Charpy (vE-20) e a temperatura na qual a taxa de fratura dúc- til em um DWTT se torna 85% da temperatura (FATT85%)) e a microes- trutura etc.

Da chapa de aço.

Eles investigaram isso assumindo o pa- drão API5L-X80, Como resultado, os presentes inventores etc. desco- briram que se for analisada a relação entre a energia absorvida Charpy (vE-20), que é um indicador da performance de interrupção da fratura dúctil, e a quantidade de adição de C, mesmo com substancialmente a mesma resistência, quanto mais a quantidade de adição de C é au- mentada, mais a energia absorvida Charpy (vE-20) tende a cair.

Portanto, eles investigaram em detalhes a relação de vE-20 e da microestrutura.

Como resultado, foi observada uma boa correla- ção entre vE-20 e a fração da microestrutura contendo cementita e ou-

tros carbonetos brutos tais como perlita isto é, foi observado que se tal microestrutura aumenta, vE-20 tende a cair.

Além disso, tal microestru- tura tende a aumentar juntamente com um aumento na quantidade de adição de C.

Reciprocamente, juntamente com uma diminuição na fra- ção de uma microestrutura contendo cementita e outros carbonetos brutos, a fração de estrutura transformada continuamente resfriada (Zw) aumentou relativamente.

Uma "estrutura transformada continuamente resfriada (Zw)", conforme descrito no Iron and Steel Institute of Japan, Basic Research Group, Bainite Investigation and Research Subgroup ed., Recent Research on Bainite Structure and Transformation Behavior of Low Carbon Steel (1994, Iron and Steel Institute of Japan), é uma mi- croestrutura definida por uma microestrutura contendo ferrita ou perlita poligonal formada por um mecanismo de difusão e uma estrutura transformada no estágio intermediário de martensita formada sem di- fusão por um mecanismo de corte.

Isto é, uma estrutura transformada continuamente resfriada (Zw), como uma estrutura observada sob um microscópio ótico, con- forme mostrado na literatura de referência acima, páginas 125 a 127, é definida como uma microestrutura compreendida principalmente de ferrita bainítica (α°B), ferrita bainítica granular (αB), e ferrita quase poli- gonal (αq) e também contendo pequenas quantidades de austenita re- sidual (γr) e martensita-austenita (MA). αq, como a ferrita poligonal (PF), não revela sua estrutura interna por causticação, mas tem forma acicular e é claramente diferenciada da PF.

Aqui, se o comprimento circunferencial do grão de cristal coberto for lq e seu diâmetro equiva- lente de círculo for dq, os grãos com uma razão de (lq/dq) que satisfa- ça lq/dq≥3,5 são αq.

A "fração de uma microestrutura" é definida como a fração de área da estrutura transformada continuamente resfriada acima mencionada na microestrutura.

Essa estrutura transformada continuamente resfriada é formada desde que Mn, Nb, V, Mo, Cr, Cu, Ni, e outros elementos de reforço adicionados para garantir a resistência quando se reduz a quantidade de adição de C provocam uma melhoria na capacidade de resfriamento.

Acredita-se que quando a microestrutura é uma estrutura transformada continuamente resfriada, a microestrutura não contém cementita e outros carbonetos brutos, então a energia absorvida Char- py (vE-20), o indicador da performance de interrupção de fratura dúctil, é melhorada.

Por outro lado, não pode ser observada nenhuma correla- ção clara entre a temperatura em um teste DWTT no qual a taxa de fratura dúctil se torna 85%, um indicador da tenacidade a baixa tempe- ratura (referida a seguir como "FATT85%"), e a quantidade de adição de C.

Além disso, mesmo se a microestrutura for uma estrutura transfor- mada continuamente resfriada, a FATT85% não necessariamente me- lhora.

Portanto, os inventores etc. examinaram em detalhes os planos das fraturas após os testes DWTT, e como consequência eles desco- briram a tendência de que boas FATT85% eram apresentadas quando a unidade de fratura do plano de fenda da fratura frágil era mais fina.

Em particular, foi mostrada a tendência de que se a unidade de fratura se torna um diâmetro equivalente de círculo de 30 µm ou menos, a FATT85% se torna boa.

Portanto, os inventores etc. estudaram em detalhes a rela- ção entre as microestruturas que formam estruturas transformadas continuamente resfriadas e o indicador FATT85% de tenacidade a baixa temperatura.

Eles descobriram através disso a tendência de que se a fração de ferrita bainítica granular (αB) ou ferrita quase poligonal (αq) que formam as estruturas transformadas continuamente resfriadas aumenta e a fração se torna 50% ou mais, a unidade de fratura se tor-

na um diâmetro equivalente de círculo de 30 µm ou menos e a FATT85% se torna boa.

Inversamente, eles descobriram a tendência de que se a fração da ferrita bainítica (α°B) aumenta, a unidade de fratura inversamente embrutece e a FATT85% deteriora.

Em geral, a ferrita bainítica (α°B) que forma a estrutura transformada continuamente resfriada é sepasrada em uma pluralida- de de regiões nas bordas dos grãos separadas pelas bordas dos grãos de austenita anterior e, também, com orientação de cristais na mesma direção.

Esses são chamados "pacotes". O tamanho efetivo de grão de cristal, que é diretamente relacionado à unidade de fratura, correspon- de a esse tamanho de pacote.

Isto é, acredita-se que se os grãos de austenita antes da transformação são brutos, o tamanho do pacote também se torna bruto, o tamanho efetivo do grão de cristal embrute- ce, a unidade de fratura embrutece, e a FATT85% deteriora.

Ferrita bainítica granular (αB) é uma microestrutura obtida por uma transformação mais difusiva que a derrita bainítica (α°B) que ocorre de uma maneira de corte em unbidades relativamente grandes mesmo entre os tipos de transformação difusiva.

A ferrita quase poli- gonal (αq) é uma microestrutura obtida por uma transformação ainda mais difusiva.

Originalmente, esta não é compreendida de pacotes de uma pluralidade de regiões separadas nas bordas dos grãos separa- das pelas bordas dos grãos de austenita e com orientações de cristal na mesma direção, mas é ferrita bainítica granular (αB) ou ferrita quase poligonal (αq) com os próprios grãos após a transformação em nume- rosas orientações, então o tamanho de grão de cristal efetivo, direta- mente relacionad às unidades de fratura, corresponde ao tamanho de grão da mesma.

Por esta razão, acredita-se que as unidades de fratu- ra se tornem mais finas e a FATT85% é melhorada.

Os inventores etc. se engajaram em outros estudos dos in- gredientes e processos de de produção do aço dando 50% ou mais frações de ferrita bainítica granular (αB) ou ferrita quase poligonal (αq) de estruturas que formam uma estrutura transformada continuamente resfriada.

Para aumentar a fração de ferrita bainítica granular (αB) ou ferrita quase poligonal (αq), é eficaz aumentar as bordas dos grãos de cristal de austenita que formam os núcleos de transformação da mi- croestrutura, de forma que os grãos de austenita antes da transforma- çao têm que ser tornados mais finos.

Em geral, para tornar os grãos de austenita mais finos, é eficaz adicionar Nb ou outros elementos solutos ou de fixação que aumentem o efeito de laminação controlada (TMCP). Entretanto, as unidades de fratura e a mudança na FATT85% devido às mesmas foram também observadas com o mesmo tipo de teor de Nb.

Portanto, com a adição de Nb ou outros elementos solutos ou de fixação, os grãos de austenita antes da transformação não po- dem ser tornados suficientemente finos.

Os inventores etc. investigaram as microestruturas em mais detalhes, e como consequência descobriram uma boa correlação entre as unidades de fratura após um teste DWTT e o tamanho dos precipi- tados contendo nitretos de Ti.

Eles confirmaram a tendência de que se o diâmetro médio do círculo equivalente do tamanho dos precipitados contendo nitretos de Ti for 0,1 a 3 µm, a unidade de fratura após um teste DWTT se torna mais fino e a FATT85% é claramente melhorada.

Além disso, eles descobriram que o amanho e a densidade de dispersão dos precipitados contendo nitretos de Ti podem ser con- trolados pelo controle da desoxidação no processo de fundição.

Isto é, eles descobriram que apenas quando se ajusta otimamente a concen- tração de Si e a concentração de oxigênio dissolvido no aço fundido, adicionando-se Ti para desoxidação, então adicionando-se Al e tam- bém adicionando-se Ca nessa ordem, a densidade de dispersão dos precipitados contendo nitretos de Ti se torna na faixa de 101 a 103/mm2 e a FATT85% se torna boa.

Alé, disso, eles descobriram que, quando controlados oti- mamente dessa forma, os precipitados contendo nitretos de Ti inclu- em, em pelo menos a metade numérica, óxidos complexos contendo Ca, Ti e Al.

Eles também recentemente descobriram que pela disper- são ótima desses óxidos, que formam o núcleo para precipitação dos precipitados contendo nitretos de Ti, o tamanho da precipitação e a densidade da dispersão dos precipitados contendo nitretos de Ti são otimizados e o tamanho do grão de austenita antes da transformação mantido fino como está devido à supressão do crescimento do grão devido ao efeito de fixação e que se a fração de ferrita bainítica granu- lar (αB) ou ferrita quase poligonal (αq) transformada da austenita de grão fino se torna 50% ou mais, o indicador FATT85% de tenacidade a baixa temperatura se torna bom.

Isto é porque se for executado tal controle de desoxidação, óxidos complexos contendo Ca, Ti e Al se formam sobre metade do número total de óxidos.

Esses óxidos finos se dispersam em uma alta concentração.

O diâmetro médio equivalente de círculo dos precipita- dos contendo nitreto de Ti que se precipitam desses óxidos finos dis- persos como locais de nucleação se torna 0,1 a 3 µm, então acredita- se que o equilíbrio entre a densidade de dispersão e o tamanho é oti- mizado, o efeito de fixação é apresentado até sua extensão máxima, e o efeito de refino do tamanho de grão de austenita antes da transfor- mação se torna maximizado.

Note que os óxidos complexos podem conter algum teor de Mg, Ce, e Zr.

A seguir serão explicadas as razões para limitação da com- posição química da presente invenção.

Aqui, o % das composições significam % em massa.

C é um elemento necessário para a obtenção da resistência almejada (resistência exigida pela norma API5L-X80) e microestrutura.

Entretanto, se o teor for menor que 0,02%, a resistência necessária não pode ser obtida, enquanto se forem adicionados mais de 0,06%, é formado um grande número de carbonetos, que formam pontos de par- tida de fraturas, a tenacidade deteriora, e também a soldabilidade no campo deteriora significativamente.

Portanto, a quantidade de adição de C é feita 0,02% a 0,06%. Além disso, para obter uma resistência homogênea sem consideração à taxa de resfriamento no resfriamento após a laminação, não mais de 0,05% é preferível.

O Si tem o efeito de suprimir a precipitação de carbonetos – que formam pontos de partida de fratura.

Por essa razão, pelo menos 0,05% é adicionado.

Entretanto, se adicionado acima de 0,5%, a ca- pacidade de soldagem no campo deteriora.

Se considerar o uso geral do ponto de vista de capacidade de soldagem no campo, não mais que 0,3% é preferível.

Além disso, se acima de 0,15%, padrões de ca- repa em forma de listras de tigre são passíveis de serem formados e a beleza da superfície é prejudicada, então preferivelmente o limite su- periopr deve ser feito 0,15%. O Mn é um elemento de reforço da solução.

Além disso, ele tem o efeito de ampliar a temperatura da região da austenita para o lado de baixa temperatura e facilitar a formação de uma estrutura transformada continuamente resfriada, um dos requisitos constituintes da microestrutura da presente invenção, durante o resfriamento após o término da laminação.

Para obter esse efeito, pelo menos 1% é adicio- nado.

Entretanto, mesmo se adicionados mais de 2% de Mn, o efeito se torna saturado, então o limite superior é feito 2%. Além disso, o Mn promove a segregação no centro em uma placa de aço de lingotamen- to contínuo e provoca a formação de fases duras formando pontos de partida de fratura, então o teor é preferivelmente feito não mais que 1,8%. O P é uma impureza e preferivelmente seu teor é tão baixo quanto possível.

Se mais de 0,03% estiverem contidos, ele segrega na parte central de uma placa de aço lingotada continuamente e provoca fraturas nas bordas dos grãos e diminui notavelmente a tenacidade a baixa temperatura, então seu teor é feito não mais que 0,03%. Além disso, o P tem um efeito prejudicial na produção de tubos e na capaci- dade de soldagem no campo, então, considerando-se isto, o teor é preferivelmente feito não mais que 0, 015%. O S é uma impureza.

Ele não apenas provoca fraturas no momento da laminação a quente, mas também, se seu teor for mujito alto, provoca deterioração na tenacidade a baixa temperatura.

Portan- to, o teor é feito não mais que 0,005%. Além disso, o S segrega próxi- mo ao centro de uma placa de aço de lingotamento continuo, forma MnS alongado após a laminação, e forma pontos de partida para fratu- ras induzidas por hidrogênio.

Não apenas isto, mas "fraturas de folha dupla" e outras pseudosseparações são passíveis de ocorrer.

Portan- to, considerando-se a resistência à acidez, o teor é preferivelmente não mais que 0,001%. O é um elemento necessário para provocar dispersão de um grande número de óxidos finos no momento da desoxidação do aço fundido, então pelo menos 0,0005% são adicionados, mas, se o teor for muito grande, ele formará óxidos brutos que formam pontos de partida de fraturas no aço e provocará a deterioração da resistência à fratura frágil e da fraura induzida por hidrogênio, então o teor é feito não mais que 0,003%. Além disso, do ponto de vista de capacidade de soldagem no campo, um teor de não mais que 0,002% é preferível; O Al é um elemento necessário para provocar a dispersão de um grande número de óxidos finos no momento da desoxidação do aço fundido.

Para obter esse efeito, pelo menos 0,005% são adiciona- dos.

Por outro lado, se adicionado excessivamente, o efeito é perdido, então o limite superior é feito 0,03%.

O Nb é um dos mais importantes elementos na prsente in- venção.

O Nb suprime a recuperação/recristalização e o crescimento de grão da austenita durante a laminação ou após a laminação pelo efeito de arrastamento no estado de solução sólida e/ou pelo efeito de fixação como precipitado de carbonitreto, torna o tamanho efetivo de grão de cristal mais fino, e reduz a unidade de fratura na propagação de fissuras ou de fratura frágil, então tem o efeito de melhorar a tena- cidade a baixa temperatura.

Além disso, no processso de bobinamen- to, uma característica do processo de produção de chapas de aço la- minadas a quente, ele forma carbonetos finos e, pelo reforço de preci- pitação dos mesmos, contribui para a melhoria da resistência.

Em adi- ção, o Nb atrasa a transformação γ/α e diminui a temperatura de trans- formação e, portanto, tem o efeito de tornar estavelmente a microestru- tura após a transformação uma estrutura transformada continuamente resfriada mesmo a uma taxa de resfriamento relativamnente lenta.

En- tretanto, para obter esses efeitos, pelo men os 0,05% devem ser adici- onados.

POr outro lado, adicionando-se acima de 0,12%, não apenas os efeitos se tornam saturados, mas também a formação de uma solu- ção sólida no processo de aquecimento antes da laminação se torna difícil, carbonitretos brutos são formados e formam pontos de partida de fratura, e portanto a tenacidade a baixa temperatura e a resistência à acidez são passíveis de serem degradadas.

O Ti é um dos mais importantes elementos na presente in- venção.

O Ti começa a se precipitar como nitreto a uma alta tempera- tura logo após a solidificação de uma placa lingotada obtida por lingo- tamento contínuo ou por laminação de lingotes.

Esses precipitados contendo nitreto de Ti são estáveis a uma alta temperatura e não dis- solverão mesmo durante o subsequente reaquecimento das placas, então apresentam um efeito de fixação, suprimem o embrutecimento dos grãos de austenita durante o reaquecimento, refinam a microestru-

tura, e, portanto, melhoram a tenacidade a baixa temperatura.

Além disso, O Ti tem o efeito de suprimir a formação de núcleos para a for- mação de ferrita na transformação γ/α e promover a formação da es- trutura transformada continuamente resfriada de um dos requisitos da presente invenção.

Para obter tal efeito, a adição de pelo menos 0,005% de Ti é necessária.

Por outro lado, mesmo adicionando-se mais de 0,02%, o efeito é saturado.

Além disso, se a quantidade de adição de Ti se torna menor que a composição estequimétrica com N (N-14/48xTi<0%), o Ti residual se ligará com C e o TiC finamente pre- cipitado é passível de provocar a deterioração da tenacidade a baixa temperatura.

Além disso, o Ti é um elemento necessário para provocar a dispersão de um grande número de óxidos finos no momento da de- soxidação do aço fundido.

Além disso, usando-se esses óxidos finos como núcleos, precipitados contendo nitreto de Ti se cristalizam ou se precipitam finamente, então isto tem também o efeito de reduzir o diâ- metro médio equivalente do círculo do precipitado contendo nmitretos de Ti e provocar a dispersão densa e, portanto, o efeito de suprimir a recuperação/recristalização da austenita durante a laminação ou após a laminação e também suprimir o crescimento do grão de ferrita após o bobinamento.

O Ca é um elemento necessário para provocar a dispersão de um grande número de óxidos finos no momento da desoxidação do aço fundido.

Para obter aquele efeito, pelo menos 0,0005% são adici- onados.

Por outro lado, mesmo adicionando-se mais de 0,003%, o efeito se torna saturado, então o limite superior é feito 0,003%. Além disso, o Ca, da mesma forma que os REM, é um elemento que muda a forma das inclusões não metálicas, o que forma pontos de partida para fraturas e provoca deterioração da resistência à acidez, para torná-la inofensiva.

O N, conforme explicado acima, forma precipitados conten-

do nitretos de Ti, suprime o embrutecimento dos grãos de austenita durante o reaquecimento da placa para tornar o grão de austenita, que é correlacionado com o tamanho efetivo de grão de cristal na posterior laminação controlada, mais fino, e torna a microestrutura uma estrutura transformada continuamente resfriada para assim me- lhorar a tenacidade a baixa temperatura.

Entretanto, se o teor for menor que 0,0015%, aquele efeito não pode ser obtido.

Por outro lado, se mais de 0,006% estiverem contidos, com envelhecimento, a ductilidade cai e a capacidade de conformação no momento da pro- dução do tubo cai.

Conforme explicado anteriormente, se o teor de N se tornar menor que a composição estequiométrica com As Ti (N- 14/48xTi<0%), o Ti residual se ligará com o C e o TiC finamente preci- pitado é passível de causar deterioração da tenacidade a baixa tempe- ratura.

Além disso, com uma composição estequiométrica de Nb, Ti, e N de Nb-93/14x(N-14/48xTi)≤0,05%, a quantidade de precipitados fi- nos contendo Nb formados no processo de bobinamento diminui e a resistência cai.

Portanto, N-14/48xTi≥0% e Nb-93/14x(N- 14/48xTi)>0,05% são definidos.

A seguir, serão explicadas as razões para adicionar V, Mo, Cr, Ni, e Cu.

O principal objetivo de também adicionar esses elemen- tos aos ingredientes básicos é aumentar a espessura da chapa que pode ser produzida e melhorar a resistência, a tenacidade, e outras propriedades do material base sem depreciar as características supe- riores do aço da presente invenção.

Portanto, esses elementos têm quantidades de adição autorrestritas por natureza.

O V forma carbonitretos finos no processo de bobinamento e contribui para a melhoria da resistêncioa pelo reforço da precipita- ção.

Entretanto, se se adicionar mais de 0,3%, esse efeito se torna sa- turado, então o teor foi feito não mais que 0,3% (não incluindo 0%). Além disso, adicionando-se 0,04% ou mais, há a preocupação de su-

per-redução da capacidade de soldagem no campo, então menos de 0,04% é preferível.

O Mo tem o efeito de aumento da capacidade de resfria- mento e melhoria da resistência.

Além disso, o Mo, na copresença de Nb, tem o efeito de suprimir fortemente a recristalização da austenita durante a laminação controlada, tornando mais fina a estrutura da aus- tenita, e melhorando a tenacidade a baixa temperatura.

Entretanto, mesmo adicionando-se acima de 0,3%, o efeito se torna saturado, en- tão o teor é feito não mais de 0,3% (não incluindo 0%). Além disso, se 0,1% ou mais forem adicionados, há a preocupação de que a ductili- dade cairá e a capacidade de conformação quando se conforma o tu- bo cairá, então menos de 0,1% é preferível.

O Cr tem o efeito de aumentar a resistência.

Entretanto, mesmo adicionando-se mais de 0,3%, o efeito se tornará saturado, então o teor é feito não mais de 0,3% (não incluindo 0%). Além dis- so, adicionando-se 0,2% ou mais, há a preocupação sobre a redu- ção da capacidade de soldagem no campo, então menos de 0,2% é preferível.

Além disso, se V+Mo+Cr for menor que 0,2%, a resistên- cia almejada não é obtida, enquanto mesmo adicionando-se mais de 0,65%, o efeito se torna saturado.

Portanto, 0,2%≤V+Mo+Cr≤0,65% é prescrito.

O Cu tem o efeito de melhoria da resistêncnia à corrosão e da resistência à fratura por hidrogênio induzido.

Entretanto, mesmo se adicionar-se mais de 0,3%, o efeito se torna saturado, então o teor é feito não mais que 0,3% (não incluindo 0%). Além disso, adicionando- se 0,2% ou mais, a fratura por fraglização é passível de ocorrer no momento da laminação a quente e se tornar a causa de defeitos de superfície, então menos de 0,2% é preferível.

O Ni, comparado com o Mn ou Cr ou Mo, forma menols es- truturas duras prejudiciais à tenacidade a baixa temperatura e à resis-

têncnia sour na estrutura laminada (em particular, a zona de segrega- ção central da placa) e, portanto, tem o efeito de melhorar a resistência sem provocar a deterioração da tenacidade a baixa temperatura e da capacidade de soldagem no campo.

Entretanto, mesmo adicionando- se mais de 0,3%, o efeito se torna saturado, então o teor é feito não mais que 0,3% (não incluindo 0%). Além disso, há um efeito de pre- venção da fragilização a quente do Cu, então pelo menos 1/2 da quan- tidade de Cu é adicionada como regra geral.

Além disso, se Cu+Ni for menor que 0,1%, o efeito de me- lhoria da resistência sem provocar deterioração da resistência à corro- são, da resistência à fratura induzida pelo hidrogênio, da ternacidade a baixa temperatura.

E da capacidade de soldagem no campo não é ob- tido, enquanto se for acima de 0,5%, o efeito se torna saturado.

Por- tanto, 0,1%≤Cu+Ni≤0,5% é definido.

O B tem o efeito de melhorar a capacidade de resfriamento e facilitar a formação de uma estrutura transformada continuamente resfriada.

Além disso o B tem o efeito de aumentar o efeito de melhoria da capacidade de resfriamento de Mo e de aumentar a capacidade de resfriamento sinergicamente com a co-presença de Nb.

Portanto, ele é adicionado conforme necessário.

Entretanto, se menos de 0,0002%, isto não é suficiente para obter aqueles efeitos, enquanto se adiciona- do acima de 0,003%, ocorre fratura na placa.

Os REMs são elementos que mudam a forma das inclusões não-metálicas, o que formaria pontos de partida de fraturas e causaria a deterioração da resistência à acidez, para torná-las inofensivas.

En- tretanto, adicionando-se menos de 0,0005%, não há tal efeito, enquan- to adicionando-se mais de 0,02%, grandes quantidades de óxidos são formadas resultando na formação de grupos de inclusões brutas que provocam a deterioração da tenacidade a baixa temperatura dos cor- dões de solda e tem também um efeito prejudicial na capacidade de sldagem no campo.

A seguir, a microestrutura da chapa de aço na presente in- venção sera explicada em detalhes.

Para obter a resistência da chapa de aço, a microestrutura deve ter precipitados de tamanhos da ordem de nanômetros contendo Nb densamente disperso nela.

Além disso, para melhorar a energia absorvida, o indicador de performance de in- terrupção da fratura dúctil, a microestrutura contendo cementita e ou- tros carbonetos brutos não deve ser incluída.

Além disso, para melho- rar a tenacidade a baixa temperatura, o tamanho efetivo do grão de cristal deve ser reduzido.

Para observar e medir os precipitados de ta- manho da ordem de nanômetros contendo Nb eficazes para reforço da precipitação para obter resistêncnia da chapa de aço, é eficaz a obser- vação de uma película fina usando um microscópio do tipo de tansmis- são eletrônica ou a medição pelo método de prova atômica 3D.

Portan- to, os inventores etc. usaram o método de prova atômica 3D para me- dição.

Como resultado, nas amostras a que é dada uma resistên- cia correspondente à API5L-X80 pelo reforço da precipitação, o tama- nho dos precipitados contendo Nb se estenderam entre 0,5 a 5 nm e o tamanho médio foi de 1 a 3 nm.

Os resultados da medição dos precipi- tados contendo Nb distribuídos a uma densidade de 1 a 50x1022/m3 e tendo uma densidade média de 3 a 30x1022/m3 foram obtidos.

O tama- nho médio dos precipitados contendo Nb, se menor que 1 nm, é muito pequeno e, portanto, a capacidade de reforço da precipitação não é suficientemente manifestada, enquanto se acima de 3 nm, os precipi- tados são transitórios, a correspondência com a fase base é perdida, e o efeito de reforço da precipitação é reduzido.

Se a densidade média dos precipitados contendo Nb for menor que 3x1022/m3, a densidade não é suficiente para o reforço da precipitação, enquanto se acima de 30x1022/m3, a tenacidade a baixa temperatura deteriora.

Aqui, a "mé-

dia" é a média aritmética numérica.

Esses precipitados de tamanho da ordem de nanômetros são compreendidos principalmente de Nb, mas podem também incluir os formadores de carbonintretos Ti, V, Mo, e Cr.

Nota-se que, no método de prova atômica 3D, foi usado um equipamento FIB (raio iônico focado)/FB2000A produzido pela Hitachi Ltd., e uma amostra cortada foi moida eletroliticamente até uma forma de agulha usando-se um raio de varredura livremente conformado para tornar a parte de borda do grão pontiaguda.

Foi dado contraste à amostra nos grãos de cristal de orientação diferente pelo fenômeno de canalização de um SIM (microscópio de varredura eletrônica) e, en- quanto se observa isso, a amostra foi cortada em uma posição que incluía uma plurali]dade de bordas de grãos por um raio de íons.

O equipamento usado como prova atômmica 3D foi um OTAP produzido por CAMECA.

As condições de medição foram uma temperatura de posição da amostra de cerca de 70K, uma voltagem total da prova de a 15kV, e uma razão de pulso de 25%. Cada amostra foi medida três vezes e o valor médio foi usado como valor representative.

A seguir, para melhorar a energia absorvida, o indicador da performance de interrupção de fratura dúctil, é necessário que nenhu- ma microestrutura contendo cementita ou outros carbonetos brutos sejam incluídos.

Isto é, a estrutura transformada continuamente resfri- ada na presente invenção é uma microestrutura contendo um ou mais entre α°B, αB, αq, γr, e MA, mas aqui, uma vez que α°B, αB, e αq não contêm cementita ou outros carbonetos brutos, se sua fração for gran- de, uma melhoria no indicador de energia absorvida da performance de interrupção de fratura dúctil pode ser esperada.

Além disso, peque- nas quantidades de γr e MA podem ser incluídas, mas a quantidade total não deve ser maior que 3%. Para melhorar a tenacidade a baixa tremperatura, para re- duzir o tamanho efetivo do grão de cristal.

Não é suficiente apenas que a microestrutura tenha uma estrutura transformada continuamente res- friada.

É necessário que as estruturas αB e/ou αq que formam a estru- tura transformada continuamente resfriada sejam 50% ou mais em fra- ção na estrutura transformada continuamente resfriada.

Se a fração dessas microestruturas for 50% ou mais, o tamanho efetivo do grão de cristal, que é diretamente relacionado com a unidade de fratura consi- derada o fator influente mais importante na propagação da fratura de clivagem na fratura frágil, torna-se mais fino e a tenacidade a baixa temperatura é melhorada.

Além disso, para obter a microestrutura acima, o diâmetro médio equivalente do círculo dos precipitados contendo nitretos de Ti tem que ser 0,1 a 3 µm e, além disso, pelo menos metadfe deles em número têm de conter óxidos complexos contendo Ca, Ti, e Al.

Isto é, para obter, como uma fração, 50% ou mais de estruturas αB e/ou αq formando a estrutura transformada continuamente resfriada, é impor- tante tornar mais fino o tamanho de grão de austenita antes da trans- formação.

Por essa razão, o diâmetro médio equivalente do círculo do tamanho dos precipitados contendo nitretos de Ti tem que ser 0,1 a 3 µm (preferivelmente 2 µm ou menos) e a densidade tem que ser 101 a 103/mm2. Para controlar o diâmetro médio equivalente d círculo do tamanho e da densidade dos precipitados contendo nitretos de Ti, é suficiente que os óxidos de Ca, Ti, e Al que formam os núcleos de pre- cipitação desses sejam dispersados otimamente.

Devido a isso, o ta- manho da precipitação e a densidade da dispersão dos precipitados contendo nitretos de Ti são otimizados, o tamanho de grão da austeni- ta antes da transformação é mantido fino devido à supressão do cres- cimento do grão pelo efeito de fixação, e, portanto, a austenita pode ser tornada mais fina.

Como resultado, descobriu-se que pelo menos metade do núimero de precipitados contendo nitretos de Ti devem con-

ter óxidos comlexos contendo Ca, Ti, e Al.

Nota-se que os óxidos complexos podem conter algum teor de Mg, Ce, e Zr.

Além disso, aqui a "média" é a média aritmética do número.

A seguir serão explicadas em detalhes as razões para limi- tação do método de produção da presente invenção.

Na presente invenção, o processo até o refino primário por um conversor ou forno elétrico não é particularmente limitado.

Isto é, é suficiente vazar o ferro gusa de um alto forno, e então defosforizar, dessulfurar, e posteriormente pré-tratar o ferro gusa fundido, e então refiná-lo por um conversor ou fundir sucata ou outra fonte de ferro frio por um forno elétrico, etc.

O processo de refino secundário após o refino primário é um dos mais importantes processos de produção da presente inven- ção.

Isto é, para obter os precipitados contendo nitretos de Ti da com- posiçãoe tamanho almejados, óxidos complexos contendo Ca, Ti, e Al devem ser feitos dispersar finamente no aço no processo de desoxida- ção.

Isto pode inicialmente ser realizado adicionando-se sucessiva- mente elementos de desoxidação fracos para aos elementos de deso- xidação fortes no processo de desoxidação (desoxidação por resistên- cina sucessiva). "Desoxidação por resistêncina sucessiva" é um método de desoxidação que faz uso do fenômeno de que pela adição de elemen- tos de desoxidação fortes ao aço fundido no qual óxidos de elementos de desoxidação fracos estão presentes, os óxidos de elementos de desoxidação fracos são reduzidos e oxigênio é lberado em um estado de taxa de alimentação lenta e pequenbo grau de saturação, com o que os óxidos formados pelos elementos de desoxidação fortes adici- onados se tornam mais finos.

Adicionando-se elementos de desoxida- ção em etapas do elemento de desoxidação fraco Si sucessivamente até Ti e Al e ao elemento forte de desoxidação Ca, esses efeitos po-

dem ser apresentados até sua extensão máxima.

Isto será explicado em sequência abaixo.

Inicialmente, a quantidade de Si, que é um elemento de de- soxidação mais fraco até mesmo que o Ti, é ajustado para fazer a concentração de oxigênio dissolvido em equilíbrio com a quantidade de Si de 0,002 a 0,008%. Se a concentração de oxigênio dissolvido for menor que 0,002%, finalmente uma quantidade suficiente de óxidos complexos contendo Ca, Ti, e Al para reduzir o tamanho dos precipita- dos contendo nitretos de Ti não pode ser obtida.

Por outro lado, se acima de 0,008%, os óxidos complexos formados embrutecem e o efeito de redução do tamanho dos precipitados contendo nitretos de Ti é perdido.

Além disso, para ajustar estavelmente a concentração de oxigênio dissolvido na etapa precedente de desoxidação, a adição de Si é necessária, se a concentração de Si for menor que 0,05%, a con- centração de oxigênio dissolvido em equilíbrio com o Si se torna maior que 0,008%, enquanto se estiver acima de 0,2%, a concentração de oxigênio dissolvido em equilíbrio com o Si se torna menor que 0,002%. Portanto, na etapa precedente de desoxidação, a cncentração de S é feita 0,05 a 0,2% e a concentração de oxigênio dissolvido é feita 0,002% a 0,008%. A seguir, no estado dessa colncentração de oxigênio dis- solvido, o Ti é adicionado em uma faixa que dá um teor final de 0,005 a 0,3% para desoxidação, então imediatamente Al é adicionado para dar um teor final de 0,005 a 0,02%. Nesse momento, os óxidos de Ti formados crescem, aglomeram, embrutecem, e sobem juntamente com o decorrer do tempo após a carga de Ti, então o Al é imediata- mente carregado.

Entretanto, se durante 5 minutos, o aumento dos óxidos de Ti não seriam tão significativos, então o Al é preferivelmente carregado dentro de 5 minutos a paretir do carregamento do Ti.

Além disso, se a quantidade de Al carregada for tal que o teor final se torne menor que 0,005%, os óxidos de Ti crescerão, aglomerarão, embrute- cerão, e subirão.

Por outro lado, se a quantidade carregada de Al é uma quantidade pela qual o teor final excede 0,02%, os óxidos de Ti acabarão sendo completamente reduzidos e finalmente os óxidos complexos contendo Ca, Ti, e Al não serão suficientemente obtidos.

A seguir, Ca, que é um elemento de desoxidação mais forte que o Ti e o Al, é preferivelmente carregado durante 5 minutos para dar um teor final de 0,0005 a 0,003%. Entretanto, após isso, de acordo com a necessidade, esses elementos e outros elementos de ingredien- tes de liga insuficientes em quantidade podem ser adicionados.

Aqui, se a quantidade carregada de Ca for uma quantidade que dê um teor final de menos de 0,0005%, óxidos colmplexos contendo Ca, Ti e Al não podem ser suficientemente obtidos.

Por outro lado, se adiociona- dos para se tornarem mais que 0,003%, os óxidos contendo Ti e Al acabarão sendo completamente reduzidos para Ca e os efeitos serão perdidos.

Uma placa lingotada por lingotamento continuo ou lingota- mento de placa fina pode ser diretamente carregada no estado como placa lingotada a alta temperatura até a cadeira de laminação a quen- te.

Além disso, a placa pode ser resfriada até a temperatura ambiente, então reraquecida em um forno de reaquecimento, e então laminada a quente.

Entretanto, quando se executa a laminação de carga quente (HCR), devido à transformação γ→α→γ, a estrutura lingotada é destru- ída e o tamanho de grão de austenita no momento do reaquecimento da placa é reduzido, então o aço é preferivelmente resfriado para uma temperatura menor que o ponto de transformação Ar3. Além disso, ela é preferivelmente resfriada até menos que a temperatura do ponto de transformação Ar1. Do ponto de vista da resistência à acidez, a segregação central é preferivelmente reduzida tanto quanto possível.

Portanto, a placa é lngotada com laminação leve de acordo com a especificação buscada.

A segregação de Mn, etc.

Aumenta a capacidade de resfri- amento da parte segregada para provocar o endurecimento da estrutu- ra e, juntamente com a presença de inclusões, promove fraturas por indução de hidrogênio.

Para suprimir a segregação, uma laminação leve no mo- mento da solidificação final no lingotamento contínuo é ótima.

A lami- nação leve no momento da solidificação final é executada de modo a suprimir o movimento do aço fundido concentrado para a parte não solidificada no centro, provocado pela movimentação do aço fundido concentrtado devido ao encolhimento de solidificação etc., compen- sando a quantidade de encolhimento de solidificação.

A laminação le- ve é executada enquanto se controla a quantidade de redução de mo- do a ser comensurado com o encolhimento de solidificação na posição final de solidificação da placa lingotada.

Devido a isso, é possível re- duzir a segregação no centro.

As condições específicas da laminação leve são o passo do cilindro, no equipamento na posição correspondente ao fim da solidifi- cação onde a taxa da fase sólida central se torna 0,3 a 0,7, de 250 a 360 mm e a taxa de redução, expressso pelo produto da taxa de lingo- tamento (m/min) pelo gradiente de ajuste da laminação (mm/m), na faixa de 0,7 a 1,1 mm/min.

No momento da laminação a quente, a temperatura de rea- quecimento da placa (SRT) é feita uma temperatura calculada pela fórmula (1) a seguir.

SRT(°C)=6670/(2,26-log([%Nb]x[%C]))-273 ···(1) onde, [%Nb] e [%C] representam os teores (% em massa) de Nb e C nos materiais de aço.

Essa fórmula mostra a temperatura de solubilização do NbC pelo produto de solubilidade NbC.

Se menor que essa temperatura, os precipitados brutos contendo Nb formados no momento da produção da placa não fundirão suficientemete e o efeito de refino dos grãos de cristal provocado pela supressão da recupera- ção/recristalização e crescimento do grão de austenita pelo Nb no pro- cesso de laminaçã posterior e o atraso da transformação γ/α não pode ser obtido.

Além disso, não apenas isso, o efeito da formação de car- bonetos finos e a melhoria da resistência pelo seu reforço de precipita- ção no processo de bobinamento, uma característica do processo de produção de chapa de aço laminada a quente, não pode ser obtido.

Entretanto, aquecendo-se a menos de 1.100°C, a quan tidade de des- camação se torna pequena e há a possibilidade de inclusões na super- fície da placa não poderem mais ser removidas juntamente com a ca- repa na subsequente remoção de carepa.

Então a temperatura de re- aquecimento da placa é preferivelmente 1100°C ou mais.

Por outro lado, se acima de 1260°C, o tamanho de grão da austenita se toirna mais bruto, os grãos da austenita anterior na sub- sequente laminação controlada embrutecem, uma microestrutura gra- nular não pode ser obtida após a transformação, e o efeito de melhoria da FATT85% devido ao efeito de refino do tamanho efetivo do grão de cristal não pode ser esperado.

Mais preferivelmente, a temperatura é 1230°C ou similar.

O tempo de aquecimento da placa é feito pelo menos 20 minutos a partir do alcance da temperatura acima de modo a permitir a fusão suficiente dos precipitados contendo Nb.

Se for menor que 20 minutos, os precipitados brutos contendo Nb formados no momento da produção da placa não fundirão suficientemente, e o efeito de refino dos grãos de cristal devido à supressão da recuperação/recristalização e do crescimento do grão da austenita durante a laminação a quente e o atraso da transformação γ/α e o efeito da formação de carbonetos finos e a melhoria da resistência pelo seu reforço de precipitação no processo de bobinamento não podem ser obtidos.

O processo seguinte de laminação a quente geralmente é compreendido de um processo de laminação bruto executado por vá- rias cadeiras de laminação incluindo uma cadeira de laminação inverse e um processo de laminação final executado por seis a sete cadeiras de laminação arranjadas em linha.

Em geral, o processo de laminação bruto tem as vantagens de que o número de passes e as taxas de la- minação nos passes individuais podem ser ajustados livremente, mas o tempo entre os passes é longo e a estrutura é passível de recupera- ção/recristalização entre os passes.

Por outro lado, o processo de la- minação final emprega um ajuste em linha, então o númeto de passes se torna o mesmo que o número de cadeiras de laminação, mas o tempo entre os passes é curto e os efeitos da laminação controlada podem ser facilmente obtidos.

Portanto, para realizar ua tenacidade superior a baixa temperatura, o processo tem que ser projetado fazen- do uso complete das características desses processos de laminação em adição aos ingredientes do aço.

Além disso, por exemplo, no caso de uma espessura de produto acima de 20 mm, se o vão do cilindro na cadeira nº 1 da lami- nação final for 55 mm ou menos devido a restrições no equipamento, com apenas o processo final de laminação, o requisito da presente in- venção, isto é, a condição da taxa de redução total da faixa de tempe- ratura de não-recristalização sendo pelo menos 65%, não pode ser satisfeita, então o controle da laminação na faixa de temperaturas de não-recristalização pode ser também executada após o processo de laminação bruto.

No caso acima, se necessário, é possível esperar até que a temperatura caia até a faixa de temperaturas de não- recristalização ou usar um equipamento de resfriamento para resfriar.

Esse último caso permite que o tempo de espera seja encurtado, então é mais preferível em termos de produtividade.

Além disso, uma barra para produção de chapa pode ser colocada entre a laminação bruta e a laminação final para permitir a laminação final continua.

Nesse momento, a barra bruta é bobinada uma vez, armazenada e, uma cobertura que tenha uma função de re- tenção de calor se necessário, e então novamente desbobinada e anexada.

No processo de laminação bruta, a laminação é executada principalmente na faixa de temperaturas de recristalização.

As taxas de redução nos passes de laminação individuais não são limitadas na presente invenção.

Entretanto, se as taxas de redução nos passes in- dividuais da laminação bruta forem 10% ou menos, uma tensão sufici- ente necessária para recristalização não é introduzida, ocorre o cres- cimento do grão devido apenas o movimento das bordas do grão, os grãos embrutecem, e a tenacidade a baixa temperatura é passível de deteriorar, então é preferível executar a laminação por taxas de redu- ção acima de 10% nos respectivos passes de laminação na faixa de temperatura de recristalização.

Similarmente, se as taxas de redução nos passes de laminação na faixa de temperaturas de recristalização forem 25% ou mais, particularmente ma faixa de baixa temperatura, paredes de células de deslocamento serão formadas devido à introdu- ção repetida de deslocamentos e ocorrerá recuperação durante a la- minação e a recristalização dinâmica envolvendo uma mudança de subgrão para borda de grão de ângulo grande.

Em uma estrutura co- mo a microestrutura compreendida principalmente de tais grãos de re- cristalização dinâmica onde grãos de alta densidade de deslocamento e outros grãos são misturados, o crescimento do grão ocorre em um curto tempo, então grãos relativamente brutos são passíveis de cres- cer antes da laminação na região de não-recristalização, grãos são passíveis de serem formados pela posterior laminação na região de não-recristalização, e portanto a tenacidade a baixa temperatura é passível de deteriorar.

Portanto, as taxas de redução nos passes de laminação na faioxa de temperaturas de recristalização são preferivel- mente feitas menos de 25%. No processo de laminação final, a laminação é executada na faixa de temperaturas de não-recristalização, mas quando a tempe- ratura no final da laminação bruta não alcança a faixa de temperaturas de não-recristalização, se necessário espera-se que a temperatura caia até a faixa de temperaturas de não-recristalização ou, se neces- sário, é executado o resfriamento por um equipamento de resfriamento entre as cadeiras de laminação bruta/final.

Nesse ultimo caso, o tempo de espera pode ser encurtado, então a produtividade é melhorada.

Não apenas isto, o crescimento dos grãos de recristalização é suprimi- do e a tenacidade a baixa temperatura pode ser melhorada.

Isto é, portanto, mais preferível.

Se a taxa de redução total na faixa de temperaturas de não- recristalização for menor que 65%, a laminação controlada se torna insuficiente, os grãos da austenita anterior se embrutecem, uma mi- croestrutura granular não pode ser obtida após a transformação, e o efeito de melhoria da FATT85% devido ao efeito de refino do tamanho efetivo de grão de cristal não pode ser esperado, então a taxa de re- dução total na faixa de temperaturas de não-recristalização é feita 65% ou mais.

Além disso, para obter uma tenacidade superior a baixa tem- peratura, 70% ou mais é preferível.

Por outro lado, se acima de 85%, a laminação excessiva provoca um aumento a densidade dos desloca- mentos que formam núcleos para transformação de ferrita e fazem com que a ferrita poligonal seja misturada na microestrutura.

Além dis- so, devido à transformação de ferrita a alta temperatura, o reforço da precipitação do Nb se torna transitório e a resistência cai.

Além disso, devido à rotação do cristal, a anisotropia da estrutura após a tansfor-

mação se torna notável, a anisotropia plástica aumenta, e uma queda na energia absorvida devido à ocorrência de separação é passível de ocorrer.

Portanto, a taxa de redução total na faixa de temperaturas de não-recristalização é feita não mais que 85%. A temperaturaq final de laminação é 830°C a 870°C.

Em particular, se for menor que 830°C na parte central da espessura da chapa, ocorre uma separação notável nos planois de fratura dúctil e a energia absorvida cai notavelmente, de forma que a temperatura final de laminação na parte central da espessura da chapa é feita elo me- nos 830°C.

Por outro lado, se for 870°C ou mais, me smo se os precipi- tados contendo nitretos de Ti estiverem otimamente presentes no aço, a recristalização é passível de fazer o tamanho de grão da austenita embrutecer e a tenacidade a baixa temperatura deteriorar.

Além disso, executando-se a laminação final a uma baixa temperatura da tempera- tura do ponto de transformação Ar3 ou menos, resulta a laminação de fase dupla, a energia absorvida cai devido à ocorrência de separação e, na fase ferrita, devido à redução, a densidade de deslocamento au- menta, o reforço da precipitação pelo Nb se torna transitório, e a resis- tência cai.

Além disso, a estrutura ferrita trabalhada cai em ductilidade.

Mesmo sem limitar particularmente o cronograma de pas- ses de laminação nas diferentes cadeiras na laminação final, os efeitos da presente invenção podem ser obtidos, mas do ponto de vista da precisão da forma da chapa, a taxa de laminação na cadeira final é preferivelmente menor que 10%. Aqui, a "temperatura do ponto de tansformação Ar3" é, por exemplo, mostrada simplesmente em relação aos ingredients do aço pela formula a seguir.

Isto é, Ar3=910-310x%C+25x%Si-80x%Mneq onde, Mneq=Mn+Cr+Cu+Mo+Ni/2+10(Nb-0,02) Alternativamente, esse é o caso de adição de Mneq=Mn+Cr+Cu+Mo+Ni/2+10(Nb-0,02)+1:B.

Após o término da laminação final, é iniciado o resfriamen- to.

A temperatura de início de resfriamento não é particularmente limi- tada, mas se o resfriamento for iniciado a partir de uma temperatura menor que a temperatura do ponto de transformação Ar3, a microestru- tura conterá grandes quantidades de ferrita poligonal e a resistência é passível de cair, então a temperatura de início do resfriamento é prefe- rivelmente pelo menos a temperatura do ponto de transformação Ar3. A taxa de resframento na faixa de temperaturas a partir do início do resfriamento até 650°C é feita 2°C/s a 50°C/s.

Se essa taxa de resfriamento for menor que 2°C/s, a microestrutura conterá grandes quantidades de ferrita ppoligonal e a rersistêncnia é passível de cair.

Por outro lado, com uma taxa de resfriamento de mais de 50°C/s, a tensão de calor é passível de provocar empeno, então a taxa é feita não mais que 50°C/s.

Além disso, quando a ocorrêcia de separação no plano de fratura resulta na não obtenção da energia absorvida predeterminada, a taxa de resfriamento é feita pelo menos 15°C/s.

Além disso, se ela for 20°C/s ou mais, é possível melhorar a resistência sem mudar os ingredientes do aço e sem provocar deterioração da tenacidade a bai- xa temperatura, então a taxa de resfriamento é preferivelmente feita pelo menos 20°C/s.

A taxa de resfriamento na faixa de temperaturas de 650°C até o bobinamento pode ser resfriamento a ar ou uma taxa de resfria- mento correspondente ao mesmo.

Entretanto, para obter o máximo efeito do reforço de precipitação pelo Nb etc., para evitar que o precipi- tado embruteça e, portanto, se torne transitório, a taxa média de resfri- amento de 650°C até o bobinamento é preferivelmente pelo menos 5°C/s.

Após o resfriamento, o processo de bobinamento, uma ca- racterística do processo de laminação de chapa de aço laminada a quente, é efetivamente utilizado.

A temperatura de parada de resfria- mento e a temperatura de bobinamento são feitas faixas de temperatu- ras de 500°C a 650°C.

Parando-se o resfriamento a m ais de 650°C e então bobinando-se, os precipitados contendo Nb se tornarão transitó- rios e o reforço da precipitação não mais será suficientemente apre- sentado.

Além disso, precipitados brutos contendo Nb se formarão e agirão como pontos de partida para fraturas e, portanto, a capacidade de interrupção da fratura dúctil, a tenacidade a baixa temperatura, e a resistência à acidez são passíveis de serem degradadas.

Por outro lado, terminando-se o resfriamento a menos de 500°C e então bobi- nando-se.

Os precipitados finos contendo Nb tão eficazes para se ob- ter a resistência almejada não serão obtidos e a resistência almejada não mais será capaz de ser obtida.

Portanto, a faixa de temperaturas para parada do resfriamento e bobinamento é feita 500°C a 650°C.

Exemplos Abaixo serão usados exemplos para explicar a presente in- venção em mais detalhes.

Aços dos ingredientes químicos mostrados na Tabela 2 foram fundidos em um conversor e secundariamente refi- nados por CAS ou RH.

A desoxidação foi executada pelo processo de refino secundário.

Conforme mostrado na Tabela 1, antes de carregar o Ti, o oxigênio dissolvido do aço fundido foi ajustado pela concentra- ção de Si, e então a desoxidação foi executada sucessivamente pelo Ti, pelo Al e pelo Ca.

Esses aços foram lingotados continuamente, e então carregados diretamente ou reaquecidos e reduzidos a uma es- pessura de chapa de 20,4 mm por laminação bruta e então sofreram a laminação final, então foram resfriados em uma mesa de saida e então bobinados.

As composições químicas nas tabelas são apresentadas em % em massa.

Além disso, o N* na Tabela 2 significa o valor de N- 14/48xTi.

Tabela 1 Condições de produção Notas Processo de fundição Aço Concentração de Si antes Equilíbrio da concentração Ordem de carregamen- Tempo até o carregamento de carregar o Ti (%) de oxigênio dissolvido (%) to de Ti, Al, e Ca de Al após a desoxidação com Ti (min) A 0,05 0,0037 Ti→Al→Ca 1.0 Ex. Inv. B 0,115 0,0036 Ti→Al→Ca 21.0 Ex. Comp. C 0,048 0,0083 Ti→Al→Ca 1.0 Ex. Comp D 0,121 0,0032 Al→Ti→Ca - Ex. Comp E 0,132 0,0030 Ti→Al→Ca 1.0 Ex. Inv. F 0,052 0,0077 Ti→Al→Ca 2.0 Ex. Inv.

36/52 G 0,050 0,0074 Ti→Al→Ca 1,5 Ex. Inv. H 0,056 0,0068 Ti→Al→Ca 0,6 Ex. Inv. I 0,165 0,0024 Ti→Al→Ca 2.0 Ex. Inv. J 0,132 0,0029 Ti→Al→Ca 3.0 Ex. Inv. K 0,188 0,0022 Ti→Al→Ca 2,5 Ex. Inv. L 0,121 0,0030 Ti→Al→Ca 4,5 Ex. Inv. M 0,132 0,0031 Ca→Al→Ti - Ex. Comp.. N 0,101 0,0029 Ti→Al→Ca 5.0 Ex. nv. O 0,160 0,0022 Ti→Al→Ca 2.1 Ex. Inv. P 0,131 0,0028 Ti→Al→Ca 2.9 Ex. Inv. Q 0,184 0,0021 Ti→Al→Ca 2.3 Ex. Inv. R 0,120 0,0031 Ti→Al→Ca 4.4 Ex. Inv.

Tabela 2 Composição química (unidade: % em massa) Aço C Si Mn P S O Al N Nb Ti V Mo Cr Cu Ni V+Mo+C Cu+Ni Ca N** Nb-93/14xN* Outros Notas r A 0,045 0,14 1,76 0,009 0,001 0,0019 0,023 0,0038 0,077 0,012 0,039 0,09 0,19 0,19 0,27 0,32 0,46 0,0011 0,0003 0,0750 Ex. Inv.. B 0,046 0,13 1,73 0,011 0,001 0,0018 0,020 0,0038 0,075 0,012 0,038 0,10 0,20 0,20 0,28 0,34 0,48 0,0012 0,0003 0,0730 Ex. Comp; C 0,047 0,13 1,75 0,008 0,001 0,0017 0,020 0,0042 0,076 0,013 0,036 0,09 0,19 0,20 0,26 0,32 0,46 0,0011 0,0004 0,0733 Ex. Comp. D 0,045 0,14 1,75 0,010 0,001 0,0018 0,022 0,0039 0,077 0,013 0,039 0,08 0,18 0,18 0,29 0,30 0,47 0,0011 0,0001 0,0763 Ex. Comp. E 0,071 0,25 1.87 0,008 0,002 0,0017 0,020 0,0037 0,039 0,012 0,000 0,00 0,20 0,16 0,15 0,20 0,31 0,0008 0,0002 0,0377 Ex. Comp.. F 0,059 0,25 1,74 0,002 0,002 0,0019 0,023 0,0034 0,056 0,011 0,070 0,26 0,21 0,25 0,24 0,54 0,49 0,0009 0,0002 0,0547 REM:0,0020% Ex. Inv..

37/52 G 0,029 0,29 1,65 0,003 0,002 0,0017 0,020 0,0043 0,101 0,014 0,032 0,24 0,16 0,23 0,22 0,43 0,45 0,0010 0,0002 0,0996 Ex. Inv. H 0,066 0,22 1,54 0,009 0,001 0,0022 0,029 0,0033 0,051 0,021 0,030 0,11 0,11 0,11 0,13 0,25 0,24 0,0022 -0,0028 0,0698 Ex. Comp. I 0,067 0,25 1,60 0,010 0,002 0,0021 0,022 0,0038 0,068 0,003 0,055 0,07 0,11 0,09 0,10 0,24 0,19 0,0010 0,0029 0,0486 Ex. Comp. J 0,016 0,49 1,79 0,028 0,001 0,0011 0,007 0,0037 0,110 0,012 0,080 0,28 0,10 0,28 0,25 0,46 0,53 0,0010 0,0002 0,1087 Ex. Comp K 0,050 0,20 1.85 0,010 0,002 0,0022 0,020 0,0041 0,073 0,013 0,050 0,29 0,01 0,18 0,26 0,34 0,44 0,0021 0,0003 0,0710 Ex. Inv. L 0,044 0,19 1,78 0,011 0,002 0,0022 0,028 0,0054 0,101 0,018 0,01 0,23 0,22 0,00 0,29 0,45 0,29 0,0026 0,0002 0,1000 B:0,0008% Ex. Inv. M 0,049 0,15 1,75 0,007 0,001 0,0016 0,020 0,0035 0,075 0,011 0,040 0,10 0,20 0,20 0,50 0,34 0,70 0,0009 0,0003 0,0730 Ex. Comp. N 0,054 0,22 1.80 0,009 0,002 0,0016 0,018 0,0044 0,081 0,014 0,100 0,01 0,25 0,25 0,13 0,35 0,38 0,0010 0,0003 0,0789 Ex. Inv. O 0,055 0,07 1,79 0,008 0,001 0,0020 0,007 0,0038 0,058 0,012 0,01 0,30 0,01 0,25 0,25 0,30 0,50 0,0009 0,0003 0,0560 Ex. Inv. P 0,058 0,25 1,79 0,002 0,002 0,0023 0,048 0,0036 0,053 0,012 0,077 0,24 0,21 0,25 0,25 0,53 0,50 0,0000 0,0001 0,0523 Ex. Comp; Q 0,061 0,24 1,70 0,002 0,002 0,0021 0,020 0,0060 0,056 0,018 0,070 0,00 0,00 0,00 0,00 0,07 0,00 0,0011 0,0008 0,0510 Ex. Comp. R 0,060 0,35 1.21 0,021 0,002 0,0024 0,023 0,0020 0,081 0,006 0,100 0,25 0,25 0,24 0,25 0,60 0,49 0,0009 0,0003 0,0793 Ex. Inv.

Detalhes das condições de produção estão mostrados na Tabela 3. Aqui a "composição" indica os símbolos das placas mostra- das na Tabela 2, "laminação leve" indica a existência de qualquer ope- ração de laminação leve no momento da solidificação final no lingota- mento contínuo, "temperatura de aquecimento" indica a temperatura real de aquecimento da placa, "temperatura de solubilização" indica a temperatura calculada por SRT(°C)=6670/(2,26-log([%Nb]x[%C]))-273

Tabela 3 Condições de produção Aço Com- Lami- Temperatu- Temperatu- Tempo de Taxa de redução de passes na região de Resfria- Taxa de Não recirs- Temperatura Taxa de CT Notas nº po- na- ra de ra de manuten- recristalização (%) mento redução tali- do resfria- (°C) sição ção aquecimen- solubiliza- ção entre total da zação FT ponto de mento 1 2 3 4 5 6 7 8 9 10 11 passes leve to ção (min) região (°C) transfor- (°C/s) (°C) (°C) (%) mação Ar3 1 A Yes 1180 1140 30 15 12 13 13 13 14 20 22 - - - Yes 75 850 665 10 600 Ex. Inv. 2 A No 1080 1140 30 15 12 13 13 13 14 20 22 - - - No 75 850 665 10 600 Ex. Comp. 3 A No 1280 1140 30 15 12 13 13 13 14 20 22 - - - No 75 850 665 10 600 Ex. Comp.

39/52 4 A No 1180 1140 5 15 12 13 13 13 14 20 22 - - - Yes 75 850 665 10 600 Ex. Comp. 5 A Yes 1180 1140 30 15 12 9 10 10 12 12 12 16 13 - No 75 850 665 11 600 Ex. Inv. 6 A No 1180 1140 30 15 10 11 11 10 11 11 13 27 - - No 75 850 665 15 600 Ex. Inv.. 7 A No 1180 1140 30 15 12 13 13 13 14 20 22 18 18 - No 62 850 665 10 600 Ex. Comp. 8 A No 1180 1140 30 15 12 13 13 13 - - - - - - No 86 850 665 17 600 Ex. Comp. 9 A No 1180 1140 30 15 12 13 13 13 14 20 22 - - - No 75 660 665 10 600 Ex. Comp. A Yes 1180 1140 30 15 12 13 13 13 14 20 22 - - - Yes 75 850 665 1 600 Ex. Comp. 11 A No 1180 1140 30 15 12 13 13 13 14 20 22 - - - Yes 75 850 665 10 450 Ex. Comp. 12 B No 1170 1139 20 15 12 13 13 13 14 20 22 16 13 - Yes 75 830 665 15 570 Ex. Comp.

13 C No 1170 1144 20 15 12 13 13 13 14 20 22 16 13 - No 75 830 665 15 570 Ex. Comp. 14 D No 1170 1140 20 15 12 9 10 10 12 12 12 - - - No 82 830 667 15 570 Ex. Comp. E No 1170 1111 20 15 12 13 13 13 14 20 22 - - - No 75 830 695 15 570 Ex. Comp. 16 F No 1170 1134 20 15 12 13 13 13 14 20 22 - - - Yes 75 830 663 25 570 Ex. Inv. 17 G No 1230 1119 20 15 12 13 13 13 14 20 22 - - - Yes 75 850 652 12 600 Ex. Inv. 18 H No 1200 1136 30 15 12 13 13 13 14 20 22 16 13 - No 75 850 715 13 600 Ex. Comp. 19 I No 1200 1177 30 15 12 13 13 13 14 20 22 - - - No 75 850 703 10 600 Ex. Comp. J No 1200 1057 30 15 12 13 13 13 14 20 22 - - - No 0 970 639 10 600 Ex. Comp.

40/52 21 K Yes 1200 1147 30 15 12 13 13 13 14 20 22 - - - No 75 850 661 10 600 Ex. Inv. 22 L No 1200 1173 30 23 14 15 16 17 20 19 - - - - No 75 850 646 5 600 Ex. Inv. 23 M No 1200 1148 30 15 12 13 13 13 14 20 22 - - - No 80 850 655 5 600 Ex. Comp. 24 N No 1200 1171 30 15 12 13 13 13 14 20 22 16 13 - No 75 830 581 30 600 Ex. Inv. O No 1200 1129 30 15 12 13 13 13 14 20 22 16 13 - No 75 830 587 30 600 Ex. Inv. 26 P No 1200 1125 30 15 12 13 13 13 14 20 22 16 13 - No 75 830 583 30 600 Ex. Comp. 27 Q No 1200 1138 30 15 12 13 13 13 14 20 22 16 13 - No 75 830 652 30 600 Ex. Comp. 28 R No 1200 1185 30 15 12 13 13 13 14 20 22 16 13 - No 75 830 603 30 600 Ex. Inv..

O grau da chapa de aço obtida dessa forma está mostrado na Tabela 4. Os métodos de exame foram conforme apresentados abaixo.

A microestrutura foi examinada cortando-se um corpo de prova de uma posição a 1/4W ou 3/4W da largura da chapa (W) a partir de uma extremidade da chapa de aço na direção da largura, polindo-se a seção transversal na direção de laminação, usando-se um reagente Nital para causticá-la, e então obtendo-se uma foto de um campo a 1/25 da espessura da chapa observado usando-se um microscópio ótico a uma ampliação de 200 a 500X.

Além disso, o "diâmetro médio equivalente do círculo dos precipitados contendo nitretos de Ti" é defi- nido como aquele obtido observando-se a mesma amostra acima em uma parte a 1/45 da espessura da chapa de aço (t) a partir da superfí- cie da chapa de aço usando um microscópio ótico a uma ampliação de 1000X, obatendo-se valores das fotografias da microestrutura de pelo menos 20 campos por um processador de imagem etc., e tomando-se os valores médios das mesmas.

Além disso, a razão dos óxidos complexos contendo Ca, Ti, e Al que formam os núcleos dos precipitados contendo nitretos de Ti é definida como a razão dos precipitados contendo nitretos de Ti obser- vados nas microfotografias acima que contêm tais óxidos complexos que formam núcleos, isto é, (número de precipitados contendo nitretos de Ti que contenham óxidos complexos que formam núcleos)/(número total de precipitados contendo nitretos de Ti observados). Além disso, a composição dos óxidos complexos que formam núcleos foi identifi- cada pela análise de pelo menos um óxido em cada campo e foi con- firmada por um espectroscópio de raios x de energia dispersiva (EDS) ou por um espectroscópio eletrônico de pers]da de energia (EELS) li- gados a um microscópio eletrônico do tipo de varredura.

O teste de tração foi conduzido cortando-se um corpo de prova nº 5 descrito na JIS Z 2201 a partir da direção C e seguindo-se o método da JIS Z 2241. O teste de impacto Charpy foi conduzido cor- tando-se um corpo de prova descrito na JIS Z 2202 a partir da direção C no centro da espessura da chapa e seguindo-se o método da JIS Z

2242. O DWTT (drop weight tear test) foi conduzido cortando-se um corpo de prova de uma tira de 300 mmLx75 mmWxespessura (t) mm na direção C e prensando-se a mesma para dar um entalhe de 5 mm. O teste HIC foi conduzido com base na NACETM0284. Na Tabela 4, a "microestrutura" é a microestrutura da parte a 1/2t da espessura da chapa a partir da superfície da chapa de aço. "Zw" á a estrutura transformada continuamente resfriada e é definida como uma microestrutura incluindo um ou mais entre α°B, αB, αq, γr, e MA. "PF" indica ferrita poligonal, "F trabalhado" indica ferrita trabalha- da, "P" indica perlita, e a "fração αB+αq" indica a fração de área total de ferrita bainítica granular (αB) e ferrita quase-poligonal (αq). O "tamanho de partícula de reforço de precipitação" apre- senta o tamanho dos precipitados contendo Nb eficazes para o reforço da precipitação conforme medido pelo método de prova atômica 3D. A "densidade de partícula de reforço de precipitação" mostra a densida- de dos precipitados contendo Nb eficazes para reforço da precipitação conforme medido pelo método de prova atômica 3D. O "diâmetro mé- dio equivalente do círculo" mostra o diâmetro médio equivalente do círculo de precipitados contendo nitretos de Ti medido pelo método acima. A "razão de teor" mostra a razão numérica dos precipitados acima contendo nitretos de Ti que incluem óxidos complexos que for- mam núcleos. A "composição dos óxidos complexois" mostra o resul- tado das análises por EELS, indicado como "G" (bom) quando os ele- mentos são detectados e como "P" (pobre) quando não. Os resultados do "teste de tração" mostram os resultados dos corpos de prova nº 5 da JIKS na direção C. "FATT85%" mostra a temperatura do teste que dá uma taxa de fratura dúctil de 85% em um teste DWTT. A "energia ab-

sorvida vE-20°C" mostra a energia absorvida obtida em um teste de im- pacto Charpy a -20°C.

A "unidade de fratura" mostra o valor médio das unidades de fratura obtidas pela medição de fraturas por cinco ou mais campos por um SEM a uma ampliação de cerca de 100X.

Além disso, o "equilíbrio da resistência-vE" é expresso como o produto de "TS" e a "energia absorvida vE-20°C". Além disso, "CAR" mostra a razão de area das fraturas descobertas no teste HIC.

Tabela 4

Microestructura Precipitados contendo nitre- Composição de óxidos tos de Ti complexos

Aço Microestrutu- αfração Tamanho de particular Densidade de particular Diâmetro médio Teor Ca Al Ti nº. ra B+αq (%) de de equiva- de C (%) reforço de precipitação reforço de precipitação lente do círculo (nm) (/m3) (µm) 1 Zw 85 1,5 10x1022 2 60 o o o 18 2 Zw 55 5.0 1x10 2 60 o o o 22 3 Zw 15 1.8 5x10 2 60 o o o

44/52 19 4 Zw 50 4,5 1x10 2 60 o o o Zw 90 2.0 4x1022 2 60 o o o 6 Zw 80 2.2 3x1022 2 60 o o o 7 Zw 20 1.3 20x1022 2 60 o o o 8 PF+Zw - 7.0 5x1017 2 60 o o o 9 F+P traba- - 6.0 3x1017 2 60 o o o lhado PF+P - 30,0 4x1022 2 60 o o o 20 11 Zw 60 0,8 50x10 2 60 o o o 22 12 Zw 55 1,5 15x10 6 25 o o o

13 Zw 60 1.3 20x1022 6 25 o o o 14 Zw 55 1.3 10x1022 6 35 o o x Zw+P - 3.0 3x1022 2,5 60 o o o 16 Zw 75 1.2 5x1022 2 65 o o o 17 Zw 90 1.0 30x1022 2,5 50 o o o 18 Zw+P - 2,5 5x1022 2 50 o o o 19 Zw+P - 1,5 10x1022 2 55 o o o PF - - - 1 50 o o o 21 Zw 65 1,5 4x1022 3 90 o o o

45/52 22 22 Zw 55 2.0 15x10 3 55 o o o 22 23 Zw 50 2,5 5x10 5 25 x o x 22 24 Zw 70 1,5 10x10 2 65 o o o 22 Zw 85 1.1 5x10 2 65 o o o 26 Zw 70 1.2 5x1022 5 85 o o o 27 Zw 55 1.8 5x1022 6 25 o o o 28 Zw 65 1.3 5x1022 2 65 o o o

Continuação Propriedades mecânicas Teste de tração Teste de avaliação da tenacidade HIC YP TS EI FATT85% Energia absor- Unidade de Strength-vE CAR RNotas (MPa) (MPa) (%) (°C) vida fratura balance (%) (vE-20°C) (J) (µm) (MPa·J) 578 708 32 -45 330 20 233640 0 Inv. ex. 520 644 36 -40 260 22 167440 4 Comp.ex . 590 721 31 -5 220 48 158620 6 Comp.ex . 550 670 34 -45 250 20 167500 5 Comp.ex

47/52 . 583 711 32 -30 305 25 216855 0 Inv. ex. 571 699 33 -25 285 28 199215 3 Inv. ex. 592 722 32 0 170 51 122740 3 Comp.ex . 550 674 33 -5 155 18 104470 4 Comp.ex . 566 693 24 -10 130 21 90090 5 Comp.ex . 548 671 34 -35 240 25 161040 1 Comp.ex . 481 636 36 -40 250 20 159000 5 Comp.ex . 582 710 32 -5 255 60 181050 8 Comp.ex . 588 715 32 -5 250 50 178750 4 Comp.ex .

581 707 33 0 245 55 173215 6 Comp.ex . 530 644 36 -20 190 29 122360 9 Comp.ex . 612 745 31 -35 270 24 201150 5 Inv. ex. 604 736 31 -20 320 28 235520 5 Inv. ex. 574 701 33 -15 150 45 105150 8 Comp.ex . 581 716 32 -10 140 50 100240 5 Comp.ex . 520 641 36 -40 250 22 160250 6 Comp.ex .

48/52 564 710 33 -35 280 60 198800 0 Inv. ex. 580 692 33 -40 310 85 214520 4 Inv. ex. 595 722 32 0 150 55 108300 5 Comp.ex . 590 713 32 -20 265 28 188945 6 Inv. ex. 567 691 33 -35 310 23 214210 7 Inv. ex. 609 736 31 -5 220 48 161920 9 Comp.ex . 598 611 33 -10 210 51 128310 9 Comp.ex . 593 725 32 -30 270 24 195750 4 Inv. ex. PF: ferrita poligonal, P: perlita, αB+αq: ferrita bainítica granular (αB) e ferrita quase-poligonal (αq)

Os aços que satisfazem os requisitos da presente invenção são os 10 aços nos 1, 5, 6, 16, 17, 21, 22, 24, 25, e 28. Esses dão cha- pas de aço laminadas a quente de alta resistência para uso em oleo- dutos excelentes em performance de interrupção de fratura dúctil ten- do resistência à tração correspondente ao grau X80 como materiais antes da produção dos tubos caracterizadas por conterem quantidades predeterminadas de ingredients de aço, tendo microestruturas de es- truturas transformadas continuamente resfriadas nas quais precipita- dos contendo Nb de tamanho médio de 1 a 3 nm são dispersos a uma densidade média de 3 a 30x1022/m3, além disso, tendo diâmetros mé- dios equivalentes de círculo dos precipitados contendo nitretos de Ti contidos na chapa de aço com um αB e/ou αq de uma fração de volu- me de 50% ou mais de 0,1 a 3 µm, e, além disso, tendo pelo menos metade desses contendo óxidos complexos incluindo Ca, Ti, e Al.

Além disso os aços nos 1, 5, e 21 executaram uma laminação leve, en- tão alcançaram indicadores CAR da resistência à acidez dos almeja- dos 3% ou menos.

Os outros aços estão fora do escopo da presente invenção pelas razões a seguir.

O aço nº 2 tem uma temperatura de aquecimen- to fora do escopo da reivindicação 4 da presente invenção, então o tamanho médio dos precipitados contendo Nb (tamanho de particular do reforçador de resistência) e a densidade media (densidade de par- tículas do reforçador de resistência) estão fora do escopo da reivindi- cação 1 e um efeito suficiente de reforço da precipitação não pode ser obtido, entao o equilíbrio resistência-vE é baixo.

O aço nº 3 tem uma temperatura de aquecimento for a do escopo da presente reivindicação 4, então os grãos de austenita ante- rior embrutecem, a estrutura transformada continuamente resfriada desejada não mpode ser obtida após a transformação, e a FATT85% é uma temperatura alta.

O aço nº 4 tem um tempo de manutenção do aquecimento for a do escopo da presente reivindicação 4, então um efeito de refor- ço de precipitação suficiente não pode ser obtido, então o equilíbrio resistência-vE é baixo.

O aço nº 7 tem uma taxa de redução total da faixa de tem- peraturas de não-recristalização fora do escopo da presente reivindi- cação 4, então os grãos da austenita anterior embrutecem, a estrutura transformada continuamente resfriada desejável não pode ser obtida após a transformação, e a FATT85% é uma temperatura alta.

O aço nº 8 tem uma taxa de redução total da região de re- cristalização for a do escopo da presente reivindicação 4, então a mi- croe4strutura almejada etc. descrita na reivindicação 1 não pode ser obtida, e o equilíbrio resistência-vE é baixo.

O aço nº 9 tem uma temperatura final de laminação fora do escopo da presente reivindicação 4, então a microestrutura almejada etc. descrita na reivindicação 1 não pode ser obtida, e o equilíbrio re- sistência-vE é baixo.

O aço nº 10 tem uma taxa de resfriamento fora do escopo dapresente reivindicação 4, então a microestrutura almejada descrita na reivindicação 1 não pode ser obtida, e o equilíbrio resistência-vE é baixo.

O aço nº 11 tem um CT fora do escopo da presente reivin- dicação 4, então um efeito suficiente de reforço da precipitação não pode ser obtido, então o equilíbrio resistência-vE é baixo.

O aço nº 12 tem um tempo no processo de fundição até ao carregamento de Al após a desoxidação com o Ti forta do escopo da presente reivindicação 4, então a dispersão dos óxidos que formam os núcleos dos precipitados contendo os nitretos de Ti é insuficiente, de forma que o tamanho de nitreto almejado descrito na reivindicação 1 se torna maior que 3 µm e a FATT85% é uma temepratura alta.

O aço nº 13 tem uam quantidade de oxigênio dissolvido an- tes de carregar o Ti e tem um equilibrio da quantidade de oxigênio dis- solvido no processo de fundição fora do escopo da presente reivindi- cação 4, então o tamanho do nitreto almejado descrito na reivindica- ção 1 se torna maior que 3 µm e a FATT85% é uma temperatura alta.

O aço nº 14 tem uma ordem de carregamento de elementos desoxidantes sucessivos no processo de fundição fora do escopo da presente reivindicação 4, então o tamanho de nitreto almejado descrito na reivindicação 1 se torna maior que 3 µm e a FATT85% é uma tempe- ratura alta.

O aço nº 15 tem um teor de C etc. que está fora do escopo da presente reivindicação 1, então a microestrutura não é obtida, e o equilíbrio resistência-vE é baixo.

O aço nº 18 tem um teor de C etc. que está fora do escopo da presente reivindicação 1, então a microestrutura almejada não é obtida, e o equilíbrio resistência-vE é baixo.

O aço nº 19 tem um teor de C etc. que está fora do escopo da presente reivindicação 1, então a microestrutura almejada não é obtida, e o equilíibrio resistência-vE é baixo.

O aço nº 20 tem um teor de C etc. que está fora do escopo da presente reivindicação 1, então a microestrutura almejada não é obtida, e a resistência é baixa.

O aço nº 23 tem uma ordem de carregamento dos sucessi- vos elementos desoxidantes no processo de fundição fora do escopo da presente reivindicação 4, então o tamanho de nitreto almejado des- crito na reivindicação 1 se torna maior que 3 µm e a FATT85% é uma temperatura alta.

O aço nº 26 tem um teor de Ca fora do escopo da presente reivindicação 1, então o tamanho de nitreto almejado descrito na rei- vindicação 1 se torna maior que 3 µm e a FATT85% é uma temperatura alta.

O aço nº 27 tem teores de V, Mo, Cr e Cu, e Ni fora do es- copo da presente reivindicação 1, então como material, uma resistên- cia à tração correspondente a grau X80 não pode sedr obtido.

Aplicabilidade Industrial Usando-se a chapa de aço laminada a quente da presente invenção para tubo de aço soldado por resistência elétrica e tubo de aço espiral, a produção de tubo para oleoduto com uma alta resistên- cia da norma API5L-X80 ou mais pode ser produzido mesmo com uma espessura de chapa relativamente grande de por exemplo, 12,7 mm (meia polegada) mesmo em regiões árticas onde é exigida a resistên- cia à fratura tenaz.

Além disso, devido ao método de produção da pre- sente invenção, a chapa de aço laminada a quente para uso em tubo de aço soldado com resistência elétrica e tubo de aço espiral pode ser estavelmente produzida de forma barata em grandes quantidades.

Portanto, a presente invenção permite que o oleoduto seja montado mais facilmente sob condições ásperas.

Tem-se confiança de que ela contribuirá grandemente para a construão de oleodutos – que é a cha- ve para a distribuição global de energia.

Claims (6)

REIVINDICAÇÕES

1. Chapa de aço laminada a quente de alta resistência para uso em oleodutos excelente em tenacidade a baixa temperatura e per- formance de interrupção de fratura dúctil, caracterizada pelo fato de que contém, em % em massa, C=0,02 a 0,06%, Si=0,05 a 0,5%, Mn=1 a 2%, P≤0,03%, S≤0,005%, O=0,0005 a 0,003%, Al=0,005 a 0,03%, N=0,0015 a 0,006%, Nb=0,05 a 0,12%, Ti=0,005 a 0,02%, Ca=0,0005 a 0,003% e N-14/48xTi≥0% e Nb-93/14x(N-14/48xTi)>0,05%, também contendo V≤0,3% (não incluindo 0%), Mo≤0,3% (não incluindo 0%), e Cr≤0,3% (não incluindo 0%), em que 0,2%≤V+Mo+Cr≤0,65%, contendo Cu≤0,3% (não incluindo 0%) e Ni≤0,3% (not including 0%), em que 0,1%≤Cu+Ni≤0,5%, e tendo um saldo de Fe e as inevitáveis impurezas, em cuja mencionada chapa de aço,

a microestrutura é uma estrutura transformada continua- mente resfriada, em cuja estrutura transformada continuamente resfri- ada, precipitados contendo Nb têm um tamanho médio de 1 a 3 nm e estão incluídos dispersos a uma densidade média de 3 a 30x1022/m3, ferrita bainítica granular αB e/ou ferrita quase-poligonal αq são incluídas em 50% ou mais em termos de fração, além disso são incluídos precipitados contendo nitretos de Ti, os precipitados contendo nitretos de Ti têm um diâmetro médio equivalente de círculo de 0,1 a 3 µm e incluem óxidos comple- xos incluindo Ca, Ti, e Al em 50% ou mais em termos numéricos.

2. Chapa de aço laminada a quente de alta resistência para uso em oleodutos excelente em tenacidade a baixa temperatura e per- formance de interrupção de fratura dúctil de acordo com a reivindica- ção 1, caracterizada pelo fato de que também contém, em % em mas- sa, B=0,0002 a 0,003%.

3. Chapa de aço laminada a quente de alta resistência para uso em oleodutos excelente em tenacidade a baixa temperatura e per- formance de interrupção de fratura dúctil de acordo com a reivindica- ção 1 ou 2, caracterizada pelo fato de que também contém, em % em massa. REM=0,0005 a 0,02%.

4. Método de produção de chapa de aço laminada a quente de alta resistência para uso em oleodutos excelente em tenacidade a baixa temperatura e performance de interrupção de fratura dúctil, ca- racterizado pelo fato de que compreende preparar o aço fundido para obtenção da chapa de aço laminada a quente tendo os ingredientes como definida em qualquer uma das reivindicações 1 a 3, em cujo tempo de preparação o aço fundido deve dar uma concentração de Si de 0,05 a 0,2% e uma concentração de oxigênio dissolvido de 0,002 a 0,008%, adicionando-se Ti ao aço fundido em uma faixa que dê um teor final de 0,005 a 0,3% para desoxidação, então adicionando-se Al em 5 minutos para dar um teor final de 0,005 a 0,02%, além disso adi- cionando-se Ca para dar um teor final de 0,0005 a 0,003%, e então adicionando-se as quantidades necessárias de elementos de ingredi- entes de liga para provocar a solidificação, resfriando-se a placa lingo- tada resultante, aquecendo-se a mencionada placa lingotada até uma faixa de temperaturas de um SRT (°C) calculada pela fórmula (1) até

1.260°C, também mantendo a placa à mencionada faixa de temperatu- ras por 20 minutos ou mais, então laminando a quente por uma taxa de redução total de uma faixa de temperatura de não-recristalização de 65% a 85%, terminando a laminação em uma faixa de temperaturas de 830°C a 870°C, e então resfriando em uma faixa de temperaturas até 650°C a uma taxa de resfriamento de 2°C/s a 50°C/s e bobinando a 500°C a 650°C: SRT(°C)=6670/(2,26-log([%Nb]x[%C]))-273… (1) onde [%Nb] e [%C] mostram os teores (% em massa) de Nb e C no material de aço.

5. Método de produção de chapa de aço laminada a quente de alta resistência para uso em oleodutos excelente em tenacidade a baixa temperatura e performance de interrupção de fratura dúctil de acordo com a reivindicação 4, caracterizado pelo resfriamento antes da laminação na mencionada faixa de temperaturas de não- recristalização.

6. Método de produção de chapa de aço laminada a quente de alta resistência para uso em oleodutos excelente em tenacidade a baixa temperatura e performance de interrupção de fratura dúctil de acordo com a reivindicação 4 ou 5, caracterizado pelo lingotamento contínuo da mencionada placa lingotada, ocasião em que se lamina levemente a mesma enquanto se controla a quantidade de redução de modo a que corresponda ao encolhimento de solidificação na posição final de solidificação da placa lingotada.